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Cálculo teórico y verificación experimental para la reducción de la dislocación en capas epitaxiales de germanio con huecos semicilíndricos en silicio

Published: July 17, 2020 doi: 10.3791/58897
Automatic Translation
1, 2, 1, 1,3
1Department of Materials Engineering, The University of Tokyo, 2Department of Electrical and Electronic Information Engineering, Toyohashi University of Technology, 3Department of Materials Science and Engineering, Massachusetts Institute of Technology

Summary

Se propone el cálculo teórico y la verificación experimental para una reducción de la densidad de dislocación de roscado (TD) en capas epitaxiales de germanio con huecos semicilíndricos en silicio. Se presentan cálculos basados en la interacción de TD y superficie a través de la fuerza de imagen, mediciones de TD y observaciones de microscopio electrónico de transmisión de TD.

Abstract

La reducción de la densidad de dislocación de roscado (TDD) en germanio epitaxial (Ge) sobre silicio (Si) ha sido uno de los desafíos más importantes para la realización de circuitos fotónicos monolíticamente integrados. El presente artículo describe métodos de cálculo teórico y verificación experimental de un nuevo modelo para la reducción de TDD. El método de cálculo teórico describe la flexión de las dislocaciones de roscado (TD) basadas en la interacción de TD y superficies de crecimiento no planas de crecimiento epitaxial selectivo (SEG) en términos de fuerza de imagen de dislocación. El cálculo revela que la presencia de huecos en las máscaras deSiO2 ayuda a reducir el TDD. La verificación experimental se describe mediante SEG de germanio (Ge), utilizando un método de deposición química de vapor de ultra alto vacío y observaciones TD del Ge cultivado a través de grabado y microscopio electrónico de transmisión transversal (TEM). Se sugiere encarecidamente que la reducción de TDD se deba a la presencia de huecos semicilíndricos sobre las máscaras de SiO2 SEG y la temperatura de crecimiento. Para la verificación experimental, se forman capas epitaxiales de Ge con huecos semicilíndricos como resultado de SEG de capas de Ge y su coalescencia. Los TDD obtenidos experimentalmente reproducen los TDD calculados basados en el modelo teórico. Las observaciones transversales de TEM revelan que tanto la terminación como la generación de TD ocurren en vacíos semicilíndricos. Las observaciones TEM de vista en planta revelan un comportamiento único de los TD en Ge con vacíos semicilíndricos (es decir, los TD se doblan para ser paralelos a las máscaras SEG y al sustrato Si).

Introduction

Epitaxial Ge en Si ha atraído intereses sustanciales como una plataforma de dispositivo fotónico activo ya que Ge puede detectar / emitir luz en el rango de comunicación óptica (1.3-1.6 μm) y es compatible con las técnicas de procesamiento de Si CMOS (semiconductor complementario de óxido metálico). Sin embargo, dado que el desajuste de la red entre Ge y Si es tan grande como 4.2%, las dislocaciones de roscado (TD) se forman en capas epitaxiales de Ge en Si a una densidad de ~ 109 / cm2. El rendimiento de los dispositivos fotónicos Ge se ve deteriorado por los TD porque los TD funcionan como centros de generación de portadoras en fotodetectores de Ge (PD) y moduladores (MOD), y como centros de recombinación de portadores en diodos láser (LD). A su vez, aumentarían la corriente de fuga inversa (fuga J) en PD y MODs 1,2,3, y la corriente umbral (Jth) en LD 4,5,6.

Se han reportado varios intentos para reducir la densidad de TD (TDD) en Ge en Si (Figura Suplementaria 1). El recocido térmico estimula el movimiento de los TD que conducen a la reducción de TDD, típicamente a 2 x 107/cm2. El inconveniente es la posible mezcla de Si y Ge y la difusión de dopantes en Ge como el fósforo 7,8,9 (Figura suplementaria 1a). La capa tampón graduada de SiGe 10,11,12 aumenta los espesores críticos y suprime la generación de TD que conduce a la reducción de TDD, típicamente a 2 x 10 6/cm2. El inconveniente aquí es que el búfer grueso reduce la eficiencia de acoplamiento de luz entre los dispositivos Ge y las guías de onda de Si debajo (Figura suplementaria 1b). El atrapamiento por relación de aspecto (ART)13,14,15 es un método de crecimiento epitaxial selectivo (SEG) y reduce los TD atrapando TD en las paredes laterales de zanjas gruesas de SiO 2, típicamente a <1 x 10 6/cm 2. El método ART utiliza una máscara gruesa deSiO2 para reducir TDD en Ge sobre las máscaras de SiO2, que se ubica muy por encima de Si y tiene el mismo inconveniente (Figura suplementaria 1b, 1c). El crecimiento de Ge en semillas de pilar de Si y recocido 16,17,18 es similar al método ART, lo que permite el atrapamiento de TD por el crecimiento de Ge de alta relación de aspecto, a <1 x 10 5/cm2. Sin embargo, el recocido a alta temperatura para la coalescencia de Ge tiene los mismos inconvenientes en la Figura Suplementaria 1a-c (Figura Suplementaria 1d).

Para lograr un crecimiento epitaxial de Ge de TDD bajo en Si que esté libre de los inconvenientes de los métodos mencionados anteriormente, hemos propuesto una reducción de TDD inducida por coalescencia 19,20 basada en las siguientes dos observaciones clave reportadas hasta ahora en el crecimiento de SEG Ge 7,15,21,22,23 : 1) los TD se doblan para ser normales a las superficies de crecimiento (observados por el microscopio electrónico de transmisión de sección transversal (TEM)), y 2) la coalescencia de las capas de SEG Ge da como resultado la formación de vacíos semicilíndricos sobre las máscaras de SiO2.

Hemos asumido que los TD están doblados debido a la fuerza de imagen de la superficie de crecimiento. En el caso de Ge en Si, la fuerza de imagen genera tensiones de cizallamiento de 1,38 GPa y 1,86 GPa para dislocaciones de tornillos y dislocaciones de bordes a distancias de 1 nm de las superficies libres, respectivamente19. Las tensiones de cizallamiento calculadas son significativamente mayores que la tensión de Peierls de 0,5 GPa reportada para dislocaciones de 60° en Ge24. El cálculo predice la reducción de TDD en las capas de Ge SEG sobre una base cuantitativa y está en buen acuerdo con el crecimiento de SEG Ge19. Las observaciones TEM de TD se llevan a cabo para comprender los comportamientos de TD en el crecimiento SEG Ge presentado en Si20. La reducción TDD inducida por la fuerza de la imagen está libre de recocido térmico o capas de amortiguación gruesas y, por lo tanto, es más adecuada para la aplicación de dispositivos fotónicos.

En este artículo, describimos métodos específicos para el cálculo teórico y la verificación experimental empleados en el método de reducción de TDD propuesto.

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Protocol

1. Procedimiento teórico de cálculo

  1. Calcular trayectorias de TD. En el cálculo, supongamos que las máscaras SEG son lo suficientemente delgadas como para ignorar el efecto ART en la reducción de TDD.
    1. Determine las superficies de crecimiento y expréselas mediante ecuaciones. Por ejemplo, exprese la evolución temporal de una sección transversal de forma redonda de una capa SEG Ge con el parámetro de evolución temporal n = i, las alturas SEG Ge (h i) y los radios SEG Ge (ri), como se muestra en el Video Suplementario 1a y Eq. (1):
      Equation 4
    2. Determine las direcciones normales para una ubicación arbitraria en las superficies de crecimiento. Para la sección transversal de forma redonda SEG Ge, describa la línea normal en (x i , yi) como , que se muestra en el Video Suplementario 1b como Equation 7una línea roja. Luego, obtén la arista del TD (x i+1 , y i+1) del punto (x i , yi) resolviendo las siguientes ecuaciones simultáneas:
      Equation 10
    3. Calcule una trayectoria de un TD dependiendo de la ubicación de la generación de TD (x 0, 0), como se muestra en el video suplementario 1c. En otras palabras, una trayectoria para un TD arbitrario puede calcularse mediante el método descrito anteriormente.
    4. Calcule TDD suponiendo que los TD penetran en la superficie inferior y contribuyen a la reducción de TDD (es decir, los TD por debajo del punto donde las capas de SEG Ge se unen están atrapados por vacíos semicilíndricos y nunca aparecen en la superficie superior).

2. Procedimiento experimental de verificación

  1. Preparación de la máscara SEG
    1. Antes de la fabricación de máscaras SEG, defina las áreas de crecimiento de Ge preparando un archivo de diseño. En el presente trabajo, prepare patrones de línea y espacio alineados con la dirección [110] y áreas de ventana de Si de forma cuadrada de 4 mm de ancho utilizando software comercial (por ejemplo, AutoCAD).
    2. Determine el diseño de las máscaras SEG (en particular la ventana W yla máscara W) utilizando el software. La ventana W es el ancho de laventana (ancho de la semilla de Si) y la máscara W es el ancho de lamáscara SiO2 , de modo que las capas SEG Ge pueden unirse con las adyacentes. Determine laventana W y lamáscara W dibujando rectángulos haciendo clic en abrir archivo → estructura → rectángulo o polilínea.
      NOTA: El ancho de los rectángulos se convierte enventana W y el intervalo de los rectángulos se convierte enmáscara W. En el presente trabajo, los valores mínimos deventana W ymáscara W son 0,5 μm y 0,3 μm, respectivamente, que están restringidos por la resolución en el sistema de litografía EB empleado.
    3. Como referencias, dibuje áreas de ventanas de Si de forma cuadrada de 4 mm de ancho D, consideradas como las áreas de manta. Haga clic en Abrir archivo → estructura → rectángulo o polilínea para dibujar la ventana Si de forma cuadrada. Utilice los esquemas que se muestran en la figura 1 para preparar los patrones de línea y espacio y el área de la manta cuadrada de 4 mm.
    4. Preparar sustratos de p-Si (001) dopados con B con una resistividad de 1-100 Ω∙cm. En el presente trabajo, use sustratos de Si de 4 pulgadas. Limpie las superficies del sustrato con solución de piraña (una mezcla de 20 mL de 30% deH2O2 y 80 mL de 96%H2SO4) segúnsea necesario.
    5. Abra la tapa de un horno tubular y cargue los sustratos de Si en el horno con una varilla de vidrio. En el presente trabajo, oxide 10 sustratos de Si a la vez.
    6. Comience a soplar gasN2 seco en el horno abriendo la válvula de gas. Luego, ajuste el caudal de gas a 0,5 L / m controlando la válvula.
    7. Ajuste la temperatura de recocido cambiando el programa. En el presente trabajo, utilice el "paso de patrón (modo 2)" y ajuste la temperatura del proceso a 900 °C. Luego, ejecute el programa presionando la función → ejecutar.
    8. Cuando la temperatura alcance los 900 °C, cierre la válvula N 2 seca, abra la válvula de O 2 seca (flujo deO2 = 1 L/m) y manténgala durante2 h.
      NOTA: Realice los pasos 2.1.9-2.1.16 en una sala amarilla.
    9. Cubrir los sustratos de Si oxidado con un tensioactivo (OAP) con una recubridora de centrifugado y, a continuación, hornear a 110 °C durante 90 s en una placa calefactora.
    10. Después del recubrimiento con surfactante, cubra los sustratos de Si con una fotorresistencia (por ejemplo, ZEP520A) con una recubridora de centrifugado y luego hornee a 180 °C durante 5 minutos en una placa calefactora.
    11. Cargue los sustratos de Si con el surfactante y fotorresista en un escritor de haz de electrones (EB).
    12. Lea el archivo de diseño (preparado en el paso 2.1.2) en el escritor de EB y cree un archivo de operación (archivo WEC). Establezca la cantidad de dosis como 120 μC/cm2 en el archivo WEC. Cuando finalice la carga del sustrato, realice la exposición EB haciendo clic en el botón de exposición única .
    13. Descargue el sustrato del escritor EB haciendo clic en oblea transportar → descargar a medida que finaliza la exposición.
    14. Prepare un revelador de fotorresistencia (ZED) y un enjuague para el revelador (ZMD) en una cámara de tiro. Sumerja los sustratos de Si expuestos en el revelador durante 60 s a temperatura ambiente.
    15. Retire los sustratos de Si del revelador y luego seque el sustrato con gasN2 .
    16. Coloque los sustratos de Si desarrollados en una placa calefactora para hornear a 110 °C durante 90 s.
    17. Sumerja los sustratos de Si en un ácido fluorhídrico tamponado (BHF-63SE) durante 1 minuto para eliminar parte de las capas de SiO2 expuestas al aire como resultado de la exposición y el desarrollo de EB.
    18. Retire el fotoprotector de los sustratos de Si sumergiéndolo en un removedor de fotorresistencia orgánico (por ejemplo, Hakuri-104) durante 15 minutos.
    19. Sumerja los sustratos de Si en ácido fluorhídrico diluido al 0,5% durante 4 minutos para eliminar el óxido nativo delgado en las regiones de la ventana, pero para retener las máscaras de SiO2 . Luego cargue en una cámara de deposición química de vapor de ultra alto vacío (UHV-CVD) para cultivar Ge. La Figura 2 muestra el sistema UHV-CVD utilizado en el presente trabajo.
  2. Crecimiento de Ge epitaxial
    1. Cargue el sustrato de Si con máscaras SEG (fabricadas como en el paso 2.1) en una cámara de bloqueo de carga.
    2. Establezca la temperatura de crecimiento del búfer/principal en la pestaña Receta que se muestra en la computadora de operación. Determine las duraciones para el crecimiento principal de Ge de modo que las capas de SEG Ge se unan con las adyacentes. Para decidir las duraciones para el crecimiento principal, considere la tasa de crecimiento de Ge en los planos {113}, que determina el crecimiento en la dirección intraplano/lateral26. En el presente trabajo, establezca las duraciones para el crecimiento principal como 270 min y 150 min para 650 °C y 700 °C, respectivamente.
    3. Haga clic en Inicio en la ventana principal y, a continuación, el sustrato de Si se transfiere automáticamente a la cámara de crecimiento.
      NOTA: El protocolo sobre el crecimiento epitaxial de Ge (pasos 2.2.4-2.2.7) se procesa automáticamente.
    4. Tampón de cultivo de Ge sobre el sustrato de Si cargado a baja temperatura (≈380 °C). Use GeH 4 diluido al 9% en Ar como gas fuente y mantenga la presión parcial de GeH4 durante 0.5 Pa durante el crecimiento del tampón.
    5. Cultive la capa principal de Ge a una temperatura elevada. Mantenga la presión parcial de GeH4 durante 0.8 Pa durante el crecimiento principal. En el presente trabajo, utilice dos temperaturas diferentes de 650 y 700 °C para la temperatura de crecimiento principal con el fin de comparar SEG Ge con una sección transversal de forma redonda y con una sección transversal de {113} facetas25.
      NOTA: La tasa de crecimiento de Ge en el plano (001) fue de 11,7 nm/min independientemente de la temperatura.
    6. Para visualizar la evolución de SEG Ge y su coalescencia, realice el crecimiento de Ge con la inserción periódica de capas de demarcación de Si0.3Ge0.7 de 10 nm de espesor en otro sustrato de Si. Se formaron capas de Si0.3Ge0.7 utilizando gases Si2H6 y GeH4. Durante el crecimiento de la capa de Si 0.3 Ge0.7, establezca la presión parcial del gas Si2H6 en 0.02 Pa y la presión parcial del gas GeH4 en0.8 Pa.
    7. Como el sustrato de Si se transfiere automáticamente de la cámara de crecimiento a la cámara de bloqueo de carga, ventile la cámara de bloqueo de carga y descargue el sustrato de Si manualmente.
  3. Mediciones de densidad de pozo de grabado (EPD)
    1. Disuelva 32 mg de I2 en 67 ml de CH3COOH utilizando una máquina de limpieza ultrasónica.
    2. Mezclar el CH 3 COOH I2-disuelto, 20 mL de HNO3y 10 mL de HF.
    3. Sumerja los sustratos de Si cultivados en Ge-grown en la solución CH 3 COOH/HNO3/HF/I2 durante 5-7 s para formar fosas grabadas.
    4. Observe las superficies de Ge grabadas con un microscopio óptico (típicamente 100x) para asegurarse de que los hoyos grabados se formen con éxito.
    5. Emplee un microscopio de fuerza atómica (AFM) para contar los pozos grabados. Coloque la muestra de Ge grabada en una etapa AFM y, a continuación, acérquese a la sonda haciendo clic en enfoque automático.
    6. Decida el área de observación utilizando un microscopio óptico integrado con un AFM y escanee cinco áreas diferentes de 10 μm x 10 μm. El factor de amortiguación de amplitud se determina automáticamente.
  4. Observaciones de TEM
    1. Recoger muestras TEM de las capas de Ge fusionadas/manta utilizando un haz de iones de Ge enfocado (método de micromuestreo FIB)27.
    2. Pule las muestras TEM en un sistema de molienda de iones utilizando iones Ar. En el presente trabajo, los especímenes TEM delgados para observaciones transversales para que sean de 150-500 nm en la dirección [110], y para las observaciones de vista en planta sean de 200 nm en la dirección [001].
    3. Para especímenes TEM de vista en planta, proteja las superficies superiores de las capas de Ge con capas amorfas y, a continuación, adelgase desde el lado inferior (sustrato) de las capas de Ge.
    4. Realizar observaciones TEM bajo una tensión de aceleración de 200 kV. Realizar observaciones TEM (STEM) de escaneo de campo brillante de sección transversal para observar muestras TEM gruesas (500 nm).
    5. Para un Ge fusionado con capas de demarcación de Si 0.3 Ge0.7, realice observaciones STEM de campo oscuro anular de alto ángulo (HAADF) de sección transversal bajo un voltaje de aceleración de 200 kV.

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Representative Results

Cálculo teórico

La Figura 3 muestra las trayectorias calculadas de TD en 6 tipos de capas de Ge fusionadas: aquí, definimos la relación de apertura (APR) como W ventana / (ventana W + máscara W). La Figura 3a muestra un origen SEG de forma redonda fusionado Ge de APR = 0.8. Aquí, 2/6 TDs están atrapados. La Figura 3b muestra un origen SEG de {113} facetas fusionado Ge de APR = 0.8. Aquí, 0/6 TDs están atrapados. La Figura 3c muestra un origen SEG de forma redonda fusionado Ge de APR = 0.1. Aquí, 5/6 TDs están atrapados. La Figura 3d muestra un origen SEG de {113} facetas fusionado Ge de APR = 0.1. Aquí, 6/6 TDs están atrapados. La Figura 3e muestra un origen SEG de forma redonda fusionado Ge de APR = 0.1, en caso de que Ge crezca en máscaras de SiO2. Aquí, 0/6 TDs están atrapados. La Figura 3f muestra un origen SEG de {113} facetas fusionado Ge de APR = 0.1, en caso de que Ge crezca en máscaras de SiO2. Aquí, 0/6 TDs están atrapados.

Las trayectorias de 6 TD generadas en (x 0, 0), donde x 0 = 0.04, 0.1, 0.2, 0.4, 0.6 y 0.8 veces Wventana/2, se muestran como líneas rojas en cada figura. Los TD ubicados por encima de los puntos de coalescencia de estas dos capas SEG Ge se propagan hacia arriba hasta la superficie superior, mientras que los TD debajo de los puntos se propagan hacia abajo para permanecer en la superficie vacía sobre la máscara de SiO2.

En la figura 3a-3d, se supone que SEG Ge no crece en SiO2. Por lo tanto, se supone que las paredes laterales del SEG Ge con {113} facetas tienen forma redonda para no tocar el área enmascarada de SiO2. Se muestra claramente que el SEG de forma redonda y el Ge luego fusionado son más efectivos para reducir TDD a una TAE de 0.8, que el caso {113} facetado, mientras que el Ge {113} facetado y luego fusionado son más efectivos que uno de forma redonda a un APR de 0.1. Este "cruce" se atribuye a la presencia de {113} facetas cerca de la parte superior del SEG: {113} facetas están más desviadas de la dirección [001] que las superficies de forma redonda.

La Figura 3e y la Figura 3f muestran Ge fusionado a una relación de apertura de 0.1, suponiendo que Ge no está nucleado en SiO 2 pero muestra humectación con la máscara de SiO2, ampliamente reportada en la coalescencia de Ge previamente reportada13,15,22,28,29,30,31. Como se muestra en la Figura 3e y la Figura 3f, no hay vacío semicilíndrico entre dos SEG y, por lo tanto, no hay TD atrapado en la superficie.

La Figura 4 muestra TDD calculados en Ge fusionado. En la Figura 4, la línea roja muestra TDD calculados en Ge fusionado originados en el SEG Ge de forma redonda, y la línea azul muestra TDD calculados en Ge fusionado originado en el SEG Ge de {113} facetas. Dado que los TD en Ge en Si se originan a partir del desajuste de red entre Ge y Si, se supone que la generación de TD ocurre solo en las interfaces entre Ge y Si. En otras palabras, TDD debe reducirse con APR.

Cuando la APR es mayor que 0.11, el SEG Ge de forma redonda es más efectivo que el de {113} facetado (Figura 3a y Figura 3b). Cuando la APR es menor que 0.11, por otro lado, el SEG Ge {113} facetado se vuelve más efectivo que el de forma redonda (Figura 3c y Figura 3d). Al igual que en la Figura 3, dicho cruce se atribuye a la presencia de {113} facetas cerca de la parte superior del SEG (x 0≈ 0). Tenga en cuenta que la Figura 3e y la Figura 3f corresponden a la línea negra en la Figura 4, que muestra la reducción de TDD de la reducción de APR, pero no a la coalescencia (es decir, la humectación de SEG Ge con SiO2 tiene un efecto negativo contra la reducción de TDD).

Verificación experimental

La Figura 5 muestra imágenes típicas de microscopía electrónica de barrido (SEM) de sección transversal (Figura 5b-5d, 5f) y los mapas de distribución (Figura 5a, 5e) que muestran si se produce o no coalescencia. Las figuras 5b-5d, 5f muestran imágenes SEM transversales de capas SEG Ge no fusionadas (Figura 5b, cultivadas a 700 °C; Figura 5f, cultivada a 650 °C), capas SEG Ge fusionadas con una superficie superior no plana (Figura 5c, cultivadas a 700 °C) y capas SEG Ge fusionadas con una superficie superior plana (Figura 5d; cultivadas a 700 °C). Las imágenes SEM que se muestran en la Figura 5b y la Figura 5d son pulidas por un haz de iones enfocado después de la deposición de las capas de protección de Pt. La coalescencia ocurre cuando laventana W y lamáscara W son más pequeñas que 1 μm para las condiciones de crecimiento actuales. Las máscaras SEG conmáscara W de 1 μm o mayor previenen la coalescencia de Ge debido a la pequeña cantidad de crecimiento de Ge en la dirección lateral26. Las máscaras SEG con una ventana W de 2 μm o más también evitan la coalescencia de Ge, aunque la coalescencia tuvo lugar cuando laventana W es menor que 1 μm. Esto se debe a que la tasa de crecimiento lateral de Ge sobre SiO2 depende de laventana W 30. La dependencia del patrón de máscara y ventana se resume en la figura 7a (700 °C) y la figura 7e (650 °C).

Comparando las capas SEG Ge no fusionadas (Figura 4b y Figura 4f), se muestra claramente que la capa SEG Ge cultivada a 700 °C tiene una sección transversal de forma redonda, mientras que la capa SEG Ge cultivada a 650 °C tiene una sección transversal {113} facetada. Al igual que en la Figura 5b, el crecimiento a 700 °C muestra un crecimiento de SEG Ge de forma redonda sin Ge en SiO 2 (es decir, sin humectación con la máscara de SiO2). Por lo tanto, el crecimiento procede como la Figura 3a y la Figura 3c. Por otro lado, como en la Figura 5f, un SEG Ge {113} facetado aparece a 650 °C. Es muy sugestivo que el Ge muestre humectación con la máscara SiO2. En contraste, el borde es de forma redonda (es decir, no se humedece). Por lo tanto, el crecimiento a 650 °C se encuentra entre la Figura 3b (sin humectación) y la Figura 3f (humectación perfecta). Esto indica que la reducción de TDD debe estar entre la Figura 3b y la Figura 3f. Teniendo en cuenta los resultados teóricos mostrados en la Figura 6, estas diferencias en las secciones transversales de SEG Ge deberían influir fuertemente en los TDD en las capas de Ge fusionadas.

La diferencia en el crecimiento humectante en SiO2 se puede entender de la siguiente manera. El ángulo de contacto entre Ge y SiO2 (θ) está determinado por la ecuación de Young:

 Equation 12

Aquí, γ SiO2, γ Ge y γint son energía libre superficial SiO 2, energía libre superficial Ge y energía libre interfacial Ge/SiO2, respectivamente. El ángulo de la pared lateral de SEG Ge se hace más grande a medida que avanza el crecimiento de Ge. Cuando el ángulo de la pared lateral SEG Ge alcanza el ángulo de contacto θ, el SEG Ge necesita crecer en la dirección vertical ([001]) o lateral ([Equation]). En el caso de un crecimiento de 650 °C, el crecimiento vertical está severamente limitado por las facetas {113}, y por lo tanto SEG Ge prefiere crecer en dirección lateral (es decir, crecimiento humectante). A pesar de que la humectación podría generar dislocaciones en la interfaz Ge y SiO2, finalmente se terminará en la superficie del vacío semicilíndrico. En el caso de un crecimiento de 700 °C, Ge puede crecer en dirección vertical, y el ángulo de contacto es mayor que el de 650 °C debido a una mayor γint. Esta sería la razón por la cual 650 °C de Ge cultivado muestra humectación sobre SiO2 mientras que 700 °C de Ge cultivado no lo hace.

Para Ge después de la coalescencia, la estructura de la sección transversal no está influenciada por la temperatura de crecimiento: las capas de Ge fusionadas cultivadas a 650 °C y las cultivadas a 700 °C no pudieron diferenciarse mediante observaciones SEM transversales.

Tenga en cuenta que para los patrones fabricados, los valores de la ventana W fueron más grandes y los valores de lamáscara W fueron más pequeños que los diseñados porque se empleó un proceso de grabado húmedo isotrópico para fabricarla máscara. Los valores reales dela ventana W y lamáscara W se obtuvieron mediante observaciones SEM transversales después del crecimiento de Ge.

Además de eso, el grosor de las capas de SiO2 de la máscara fue de 30 nm de acuerdo con las observaciones SEM transversales y las mediciones de elipsometría espectroscópica. Estas capas delgadas deSiO2 se emplearon para examinar la reducción de TDD explicada en la Figura 3 y la Figura 4, eliminando el efecto del cuello epitaxial en el TRA. En el presente trabajo, las relaciones de aspecto son inferiores a 0,05, que es lo suficientemente pequeño como para ignorar el efecto del cuello epitaxial en el ART.

La Figura 6a muestra un STEM HAADF de sección transversal para un SEG con capas de demarcación Si 0.3 Ge 0.7, y una ilustración esquemática de la Figura 6a se muestra en la Figura 6b (ventana W = 0.66 μm,máscara W = 0.84μm). Las capas de demarcación de Si0.3Ge0.7 muestran claramente las formas de la superficie durante el crecimiento a 700 °C. La imagen STEM muestra las superficies Ge de cada paso de crecimiento desde SEG de forma redonda hasta una capa epitaxial plana formada después de la coalescencia. La tasa de crecimiento justo después de la coalescencia se mejora fuertemente en las áreas fusionadas. Este rápido crecimiento es probablemente inducido por la epicapa Ge, minimizando su área de superficie para estabilizarse energéticamente.

En contraste con el Ge SEG puro, el Ge SEG presentado con las capas de demarcación Si0.3 Ge 0.7muestra humectación con las máscaras SiO2 (Figura 8a). La diferencia en la humectación se debe quizás a la inserción de capas de demarcación de Si0,3 Ge0,7, cuya nucleación se ve reforzada en capas deSiO2 poco probable que la de Ge.

Para las mediciones de EPD se utilizan Ge coalescado de tapa plana (áreas con círculos azules en la Figura 5a y la Figura 5e). Las capas de Ge fueron grabadas en promedio por 200 nm. Las imágenes típicas de AFM después del grabado se muestran en la Figura 7a y la Figura 7b, tomadas para Ge fusionado de 1,15 μm de espesor cultivado a 700 °C (ventana W = 0,66 μm y máscara W = 0,44 μm) y Ge fusionado de 2,67 μm de espesor crecido a 650 °C (ventana W = 0,66 μm ymáscara W = 0,34 μm). Como referencia, la imagen de la manta Ge de 1,89 μm de espesor cultivada a 700 °C se muestra en la Figura 7c. Los puntos oscuros en las imágenes AFM son hoyos grabados que indican la presencia de TD. Los valores de EPD de la figura 7a-7c se obtuvieron como 7,0 x 10 7/cm 2, 7,9 x 10 7/cm 2 y 8,7 x 107/cm 2, respectivamente. Nuestros informes anteriores mostraron que las EPD obtenidas en esta condición de grabado son iguales a las TDD determinadas por microscopía electrónica de transmisión (TEM) de vista en planta4,32,33,34. La EPD medida de la capa de Ge de manta (7,9 ± 0,8 x 10 7/cm 2) concuerda bien con la TDD obtenida de la observación TEM en planta con un área relativamente grande de 6 x 8 μm 2 (8,7 ± 0,2 x 107/cm 2), lo que indica que la EPD es igual a TDD.

Para comparar los TDD obtenidos experimentalmente con los cálculos, tenga en cuenta el efecto del espesor en TDD. Hay una tendencia a que TDD disminuye a medida que aumenta el grosor de Ge debido a las mayores posibilidades de aniquilación del par de TD. Por lo tanto, la reducción de TDD observada para el Ge, más delgado que el Ge de manta, debe atribuirse al mecanismo descrito en la Figura 3 y la Figura 4 (es decir, necesitamos calcular el TDD normalizado para comparar los TDD obtenidos experimentalmente con los calculados en la Figura 4). Antes de la normalización, se realizó una corrección de TDD para manta Ge (ρmanta), considerando el espesor y la temperatura de crecimiento en TDD. Al igual que en los informes anteriores35,36, ρmanta [/cm 2] se expresa aproximadamente como2,52 x 1013 x [d (nm)]-1,57 para las capas de Ge cultivadas en el rango de temperatura de 530-650 °C utilizando un UHV-CVD. Aquí, d es el grosor de la capa de Ge de la manta. ρmanta [/cm 2] se reduce para las capas de Ge cultivadas a 700 °C, y se expresa aproximadamente como2,67 x 1012 x [d (nm)]-1,37.

La Figura 7d muestra el TDD normalizado en función de APR,ventana W/(ventana W +máscara W). Los TDD en Ge fusionado cultivado a 650 °C se muestran como triángulos azules y los cultivados a 700 °C como diamantes rojos. Dado que SEG Ge a 650 °C muestra algo de humectación con la máscara SiO2 , los datos de crecimiento deberían estar entre las líneas negra y azul. SEG Ge a 700 °C debe estar en la línea roja. Los resultados experimentales están en buen acuerdo con el cálculo basado en la forma de la sección transversal y las condiciones de humectación.

Como se describió anteriormente, se concluye que el comportamiento de los TD está bien explicado por el modelo basado en la fuerza de imagen de las superficies de crecimiento en los TD. Para comprender la interacción de TD con la superficie, hemos observado TDs con un STEM transversal de campo brillante. En la figura 8a se observa un defecto doblado y terminado en una superficie de un vacío semicilíndrico. Este comportamiento del TD es bastante similar a las trayectorias calculadas de los TD que se muestran en la Figura 3. Sin embargo, la trayectoria observada de TD no reproduce exactamente la que predijimos en la Figura 3. La diferencia se explicaría como el resultado de una transformación de TD para minimizar su energía durante o después del crecimiento (por ejemplo, disminución de la temperatura de crecimiento a temperatura ambiente). La Figura 8b muestra una simulación de la deformación en la epicapa de Ge coalescada en Si. Se induce deformación a tracción en la capa de Ge en Si debido al desajuste del coeficiente de expansión térmica entre Ge y Si. La simulación indica que la acumulación de deformación ocurre en la parte superior de los vacíos semicilíndricos y la relajación de la deformación en la capa subsuperficial de los huecos semicilíndricos, lo que motivaría a los TD a transformarse.

Por otro lado, la Figura 8c muestra la generación de defectos en la parte superior de un vacío, aunque el punto de generación se eliminaría durante la preparación de la muestra TEM. El defecto en la Figura 8c está cerca de una línea recta, pero el ángulo entre el defecto y el plano (001) (≈78.3°) no concuerda con el del plano {111} (54.7°).

El patrón de difracción de electrones que se muestra en la Figura 8d se obtuvo cerca del defecto de la Figura 8c. La ausencia de luz de raya indica que no debe haber una estructura 2D (es decir, el defecto es una dislocación). En informes anteriores 28,29,30,31,37, se formaron defectos 2D que muestran una clara luz de raya en los patrones de difracción de electrones, que está en contra de la observada en el presente trabajo. Los resultados de la observación (la ausencia de defectos 2D) apoyan la predicción de que los vacíos y sus superficies libres contribuyen a liberar tensión en Ge sobre Si, o de otra manera causan las desorientaciones cristalinas entre las capas SEG Ge adyacentes. Esto es consistente con un informe anterior que sugiere brevemente que la formación de defectos 2D se previene en capas SEG Ge fusionadas con huecos en las máscaras de SiO2 38.

Hay dos candidatos para la generación TD que se muestran en la Figura 10c: la distribución de deformación y la desorientación entre las capas de SEG Ge. En Ge epitaxial en Si, la deformación de tracción se induce en Ge debido al desajuste del coeficiente de expansión térmica entre Ge y Si39. El resultado de la simulación que se muestra en la Figura 8b indica la acumulación de tensión de tracción (~0,5%) en la parte superior del vacío como se mencionó anteriormente. Tal acumulación de deformación en la parte superior del vacío podría resultar en la generación de TD que se muestra en la Figura 8c. Otro candidato, la desorientación entre las capas de SEG Ge, se ha asumido que genera defectos 2D como se observó en informes anteriores que muestran la coalescencia de las capas SEG Ge 28,29,30,31,37. En el presente trabajo, sin embargo, la generación de defectos 2D se suprimiría debido a la presencia de vacíos, como se mencionó brevemente en un informe anterior38, pero daría lugar a la generación de TD debido a una supresión imperfecta. Una discusión más detallada para la dislocación inducida por la desorientación se describirá en una parte posterior con ilustraciones esquemáticas (Figura 12).

La Figura 9a y la Figura 9b muestran imágenes TEM de campo brillante de una capa de Ge fusionada (ventana W = 0,82 μm,máscara W = 0,68 μm) y una capa de Ge general, respectivamente, cultivadas sobre el mismo sustrato. Para las observaciones TEM de vista en planta, las muestras TEM se formaron utilizando las regiones superiores de 200 nm de las capas Ge como se describe en el paso 2.4.3 y se indican mediante cuadrados discontinuos rojos en las secciones transversales esquemáticas en la parte superior de la Figura 9. Las franjas de la máscara de SiO2 están alineadas con la dirección [110] para el Ge fusionado en la Figura 9a. La imagen TEM de vista en planta que se muestra en la Figura 9a se tomó para un área de 6 μm x 8 μm. Aunque hay cinco pares de máscaras de SiO 2 y áreas de ventana de Si en esta imagen TEM, las áreas por encima de las máscaras de SiO2 y las ventanas de Si no se distinguen en la imagen TEM. Esto se debe a que el área observada (200 nm superiores) está muy por encima de donde se encuentran los vacíos semicilíndricos (150 nm inferiores).

Se encuentra que los TDD obtenidos de la Figura 9a y la Figura 9b son 4.8 x 10 7/cm 2 y 8.8 x 107/cm2, respectivamente. Como se muestra en la Figura 7d, las mediciones de EPD revelan que TDD en la capa de Ge fusionada (ventana W = 0,82 μm ymáscara W = 0,68 μm) es 4 x 107 cm−2. Por lo tanto, el TDD en la Figura 9a muestra un buen acuerdo con el EPD que se muestra en la Figura 7. También es notable que ni las mediciones de EPD ni las observaciones de TEM muestran un nuevo aumento de TDD, que se muestra con frecuencia cuando las capas de SEG Ge se unen (es decir, el reaumento de TDD debido a la generación de TD (Figura 8b) se suprime hasta tal punto que el reaumento de TDD es ignorable en el rango actual de TDD (del orden de 107 / cm2)).

Cabe señalar que un área libre de TD tan grande como 4 μm x 4 μm se realiza en el Ge fusionado, como en la Figura 9a. Aunque el Ge general en la Figura 9b muestra TDs con una distribución relativamente uniforme, el Ge fusionado tiene áreas TDD altas y bajas. Tales diferencias en la distribución de TD sugieren que se podría lograr una mayor reducción de TDD en el GE fusionado. 1 TD en un área de 4 μm x 4 μm, que se observa en la Figura 9a, corresponde a TDD de 6.25 x 106/cm2.

Comparando el Ge coalescado (Figura 9a) y el Ge general (Figura 9b), está claro que las longitudes de las líneas defectuosas en el Ge coalescado son más largas que las de la manta Ge. En el Ge fusionado, normalmente hay líneas defectuosas de 1 μm de largo, y están alineadas con la dirección [110]. Tenga en cuenta que la dirección [110] es la dirección de longitud de las rayas SiO2. Hay dos explicaciones posibles para líneas de defectos tan largas: (i) se observan defectos 2D y (ii) las dislocaciones están inclinadas en la dirección [110]. Sin embargo, los defectos 2D se niegan inmediatamente debido a los anchos de los defectos largos observados (es decir, los defectos 2D en {111} planos deben mostrar líneas de defectos más anchas). Geométricamente, los defectos 2D en los planos {111} deben mostrar líneas de defectos de 140 nm de ancho, teniendo en cuenta el grosor de la muestra TEM (200 nm) y el ángulo de la {111} con planos (001) (54,7°). La imagen TEM de vista en planta muestra que las líneas defectuosas tienen un ancho de 10-20 nm, que es mucho más estrecho que 140 nm. Por lo tanto, los defectos mostrados como líneas largas deben atribuirse a (ii) dislocaciones inclinadas en la dirección [110]. Un cálculo geométrico simple da el ángulo entre las dislocaciones inclinadas y los planos (001): tan−1(200 nm/1 μm) = 11.3°. Tenga en cuenta que, como se muestra en la Figura 8b, los TD en Ge de manta tienden a dirigirse casi verticalmente al sustrato si no se realiza un recocido posterior al crecimiento, mostrando pequeños puntos negros en imágenes TEM de vista en planta.

Para un análisis más detallado de los TD inclinados, se observa arbitrariamente un área pequeña con TDD alto como en la Figura 10. El espécimen TEM se preparó a partir de los 200 nm superiores de la capa de Ge fusionada, al igual que las observaciones TEM de vista en planta anteriores.

La Figura 10a y la Figura 10b muestran imágenes TEM de campo oscuro (g = [220] para la Figura 12a y [Equation] para la Figura 12b) tomadas en la misma área. En la Figura 12, se observaron cuatro luxaciones inclinadas en un área de 4 μm x 4 μm. La figura 10b revela que una dislocación inclinada (la de círculo rojo) desaparece cuando el vector de difracción g = [], lo que indica que se determina que el vector de Burgers es [110] o [EquationEquation] para la dislocación con círculo rojo. Dado que la línea defectuosa está en la dirección [110], se encuentra que la dislocación es una dislocación del tornillo. Las otras tres dislocaciones inclinadas (con círculos verdes) se atribuyen a las dislocaciones mixtas porque no desaparecieron independientemente del vector de difracción g elegido.

Hay dos posibles explicaciones para la inclinación de los TD en capas de Ge fusionadas: (i) crecimiento de Ge en la dirección [110], y (ii) generación de defectos cuando las capas de Ge SEG se unen.

Crecimiento de Ge en [110] dirección

La Figura 11 muestra una imagen SEM de vista en planta y el proceso de crecimiento para formar una capa epitaxial plana a partir de una superficie SEG no plana como una película esquemática. Reflejando la ondulación del borde de los patrones de rayas de SiO 2 formados por la litografía EB y el grabado químico húmedo, la coalescencia comienza preferentemente en algunos puntos, y luego continúa en las direcciones [110] y [Equation] por encima de las máscaras de SiO2. La Figura 11b y la Figura 11c muestran esquemáticamente la vista de pájaro y la vista transversal (Equation) cuando las capas SEG Ge están parcialmente fusionadas. Un TD generado en una ventana de crecimiento aparece por encima del vacío como se muestra en la Figura 3, y luego los TD comienzan a propagarse en la dirección [110] o [Equation] debido a la fuerza de la imagen. Esto conduce a TD inclinados en la dirección [110] (como en la Figura 9a). La línea continua roja en la Figura 11c muestra un TD doblado en la dirección [110] de acuerdo con el modelo anterior, lo que explica la presencia de los TD inclinados observados en la Figura 9a y la Figura 10 sobre una base cualitativa.

El mecanismo puede explicar tanto los TD de borde como los de tornillo, teniendo en cuenta los vectores de Burgers de TD generados en las interfaces Ge/Si40. A medida que el Ge se cultiva en un sustrato de Si, se forman dislocaciones de desajuste de borde (MD) para liberar la tensión, y los MD se alinean en la dirección [110] o [Equation]. Los MD forman segmentos de subprocesos (es decir, TD), y los vectores de Burgers para los TD originados a partir de MD alineados en la dirección [110] (MD110) son a/2[] o a/2[EquationEquation] (a: la constante de red). Por otro lado, los vectores de Burgers son a/2[110] o a/2[] para los TDs originados a partir de MDs alineados en la dirección [EquationEquation] (Equation 21). En el caso de que los TD del MD 110 estén inclinados hacia la dirección [110], las observaciones TEM en planta muestran los TD como dislocaciones de borde. Del mismo modo, cuando los TD de están inclinados a la dirección [110], se observan como dislocaciones de Equation 21 tornillo.

Generación de defectos cuando las capas SEG Ge se unen

La Figura 12 muestra esquemas que explican la generación de defectos cuando las capas SEG Ge se unen con una rotación pequeña (es decir, una mala orientación). Como se ilustra esquemáticamente en la Figura 12, la desorientación debe generar dislocaciones de borde/tornillo/mezcla en la interfaz de coalescencia. En la Figura 12, la desorientación entre dos capas SEG Ge en la dirección [110] se descompone en tres tipos de rotaciones. La figura 12a-12c muestra la rotación alrededor del eje [110], el eje [001] y el eje [Equation], respectivamente.

Se supone que la coalescencia en la Figura 12 ocurre entre una capa Ge estrictamente epitaxial (Ge (001)) y una capa SEG Ge adyacente con una desorientación (m-Ge). La rotación alrededor del eje [110] (Figura 12a) da como resultado la generación de dislocaciones de borde paralelas a la dirección [110] en el límite indicado como una línea discontinua. Del mismo modo, como en la Figura 12b, las dislocaciones de borde paralelas a la dirección [001] se generan como resultado de la rotación alrededor del eje [001]. Por otro lado, la rotación alrededor del eje [], que se muestra en la Figura 12c, genera una red de dislocación de tornillo, que está compuesta por dislocaciones de b = [110] y b = [Equation001], siendo similar al caso de la unión directa de superficies de Si (001) que muestran la red de dislocación de tornillo41. El tornillo TD observado en la Figura 10 podría atribuirse a la coalescencia con desorientación de una rotación alrededor del eje [Equation]. La combinación de rotaciones alrededor del eje [110] (Figura 12a) y alrededor del eje [Equation] (Figura 12c) puede explicar los TD mixtos que se muestran en la Figura 12. La dislocación mixta que se muestra en la Figura 9b también se explica por la combinación de la rotación alrededor del eje [001] (Figura 12b) y la rotación en el eje [Equation] (Figura 12c).

Suponiendo que las dislocaciones originadas por la desorientación se generan a una densidad de 1 x 107/cm2, el ángulo promedio de rotación alrededor del eje [Equation] se estima en 0.034° 42. En comparación con la estimación, ya hemos informado que hay fluctuaciones de orientación en una capa SEG Ge en forma de línea durante 100 segundos de arco (= 0,028 °), empleando observaciones de difracción de rayos X de microhaz43. Las fluctuaciones reportadas de orientación y ángulo de rotación estimado muestran un buen acuerdo, lo que apoya el mecanismo de generación de TD basado en desorientaciones.

Figure 1
Figura 1: Ilustraciones esquemáticas de máscaras SEG en forma de línea y espacio y 4 mm cuadrados sobre un sustrato de Si(001). Haga clic aquí para ver una versión más grande de esta figura.

Figure 2
Figura 2: Imágenes de partes de una máquina UHV-CVD; gabinete de gas, cámara de proceso, cámara de bloqueo de carga y computadora de operación. Haga clic aquí para ver una versión más grande de esta figura.

Figure 3
Figura 3: Trayectorias calculadas de 4 TD en (a) origen SEG de forma redonda, relación de apertura = 0.8, (b) origen SEG de forma redonda, relación de apertura = 0.1, (c) origen SEG facetado de {113}, relación de apertura = 0.8 y (d) origen SEG {113} facetado, relación de apertura = 0.1. Haga clic aquí para ver una versión más grande de esta figura.

Figure 4
Figura 4: TDD calculados en Ge coalescado originados a partir de SEG Ge de {113} facetas (línea azul) y SEG Ge de forma redonda (línea roja). Haga clic aquí para ver una versión más grande de esta figura.

Figure 5
Figura 5: Mapas de distribución e imágenes SEM de capas Ge fusionadas/no fusionadas. Haga clic aquí para ver una versión más grande de esta figura.

Figure 6
Figura 6: (a) Una imagen transversal de HAADF STEM de Ge coalesciado (ventana W = 0,66 μm, máscara W = 0,84 μm) cultivado a 700 °C con capas de demarcación de Si 0,3 Ge0,7 de 10 nm de espesor , y (b) una ilustración esquemática correspondiente a las condiciones mostradas en (a). Haga clic aquí para ver una versión más grande de esta figura.

Figure 7
Figura 7: Imágenes típicas de AFM para medir EPD para (a) Ge coalesado de 1,15 μm de espesor cultivado a 700 °C (ventana W = 0,66 μm y máscara W = 0,44 μm), (b) Ge coalescado de 2,67 μm de espesor cultivado a 650 °C (ventana W = 0,86 μm y máscara W = 0,34 μm), y (c) Ge de manta de 1,89 μm de espesor cultivado a 700 °C, y resumen de los resultados de la medición de EPD en (d). Haga clic aquí para ver una versión más grande de esta figura.

Figure 8
Figura 8:(110) imágenes transversales (a) STEM y (b) TEM de capas de Ge fusionadas (ventana W = 0.66 μm y máscara W = 0.44 μm), (c) patrón de difracción de electrones obtenido cerca del defecto mostrado en (b), y (d) simulación del método de elementos finitos resultado de una distribución de deformación en el Ge fusionado. Las figuras 9 a), c) y d) se han modificado de la 20. Haga clic aquí para ver una versión más grande de esta figura. 

Figure 9
Figura 9:Imágenes TEM de vista en planta de campo claro de (a) una capa de Ge fusionada (ventana W = 0,82 μm, máscara W = 0,68 μm) y (b) una capa de Ge general. Haga clic aquí para ver una versión más grande de esta figura.  

Figure 10
Figura 10: Imágenes TEM de vista en planta de un área pequeña de alta TDD con vectores g de (a) [220] y (b) [Equation]. Esta cifra se ha modificado de 20. Haga clic aquí para ver una versión más grande de esta figura.

Figure 11
Figura 11: (a) Una imagen SEM de vista en planta, (b) una imagen esquemática a vista de pájaro, y (c) unaEquation () imagen esquemática transversal de un SEG Ge parcialmente fusionado. Esta cifra se ha modificado de 20. Haga clic aquí para descargar este video.

Figure 12
Figura 12:Esquemas de generación de defectos cuando las capas SEG Ge se unen con la rotación del cristal alrededor de (a) [110], (b) [001] y (c) [Equation] orientación. Esta cifra se ha modificado de 20. Haga clic aquí para ver una versión más grande de esta figura. 

Método TDD logrado (cm-2) Temperatura (°C) Espesor de la capa de amortiguación
Recocido térmico 2e7 ≈900 °C ≈100 nm
(tampón de baja temperatura)
Búfer graduado SiGe 1e6 temperatura de crecimiento (600–700 °C) 2–3 μm
ARTE 1e6 temperatura de crecimiento (600–700 °C) 500–1000 nm
Si pilar semillas 1e5 ≈800 °C ≈5 μm
Este trabajo 4e7 temperatura de crecimiento
(700 °C)		 ≈150 nm

Tabla 1: Un resumen de TDD lograda e inconvenientes en vista de la aplicación de dispositivos fotónicos para métodos de reducción TDD convencionales / presentados.

Figura suplementaria 1: Cuatro métodos típicos ampliamente empleados para reducir TDD en Ge epitaxial en Si: (a) recocido térmico, (b) tampón graduado de SiGe, (c) atrapamiento de relación de aspecto (ART) y (d) semillas de pilar de Si. Haga clic aquí para descargar esta cifra.

Video complementario 1: Ilustraciones esquemáticas de un TD doblado debido a la fuerza de la imagen en un SEG Ge de forma redonda.  Haga clic aquí para descargar este video.

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Discussion

En el presente trabajo, se mostraron experimentalmente TDD de 4 x 107/cm2 . Para una mayor reducción de TDD, hay principalmente 2 pasos críticos dentro del protocolo: preparación de la máscara SEG y crecimiento epitaxial de GE.

Nuestro modelo que se muestra en la Figura 4 indica que TDD puede reducirse por debajo de 107 / cm2 en Ge fusionado cuando APR, ventana W / (ventana W +máscara W), es tan pequeña como 0.1. Para una mayor reducción de TDD, se deben preparar máscaras SEG con APR más pequeñas. Como se mencionó en el paso 2.1.2, los valores mínimos deventana W ymáscara W fueron 0,5 μm y 0,3 μm, respectivamente, limitados por la resolución en el sistema de litografía EB empleado. Un método simple para reducir la APR es modificar los procesos de litografía y grabado (por ejemplo, usar otra fotorresistencia, usar un mejor sistema de litografía, usar capas de SiO2 más delgadas con grabado BHF menos profundo, etc.). La litografía madura y el proceso de grabado permitirán máscaras SEG más estrechas que 100 nm. En el presente trabajo, se obtuvieron Ge coalescados con una superficie superior plana cuandoW mask≤1 μm. Por lo tanto, la ventana W de 100 nm yla máscara W de 900 nm (APR = 0.1) nos darán Ge fusionado con superficie superior plana en las condiciones de crecimiento actuales.

Además de eso, la modificación de la preparación de la máscara SEG debería traer menos ondulación del borde de las máscaras SEG, lo que resulta en la supresión de la desorientación entre las capas de Ge SEG. La generación de TD cuando las capas de SEG Ge se unen (Figura 11) se suprimirá como resultado de la modificación de la preparación de la máscara SEG.

Como revelan los resultados del cálculo (Figura 3), se requiere la supresión del crecimiento de Ge en SiO2 para reducir TDD. La supresión del crecimiento de Ge en SiO2 se produce mediante la modificación del paso de crecimiento de Ge (es decir, elevación de la temperatura de crecimiento, rotación de la máscara SEG, introducción de gasH2 y reducción de la presión del gas GeH4 44,45).

El método de reducción de TDD propuesto/verificado en el presente trabajo es superior a los métodos existentes en términos de aplicación para dispositivos fotónicos Ge (es decir, TDD se reduce sin recocido térmico ni capas tampón gruesas). La temperatura máxima del proceso fue de 700 ° C, que es la temperatura de crecimiento, y la altura del vacío fue de ≈ 150 nm. En comparación con los métodos existentes, la temperatura máxima es inferior a la temperatura de recocido (típicamente 900 °C)7, y la altura del vacío es menos profunda que las capas tampón graduadas de SiGe (típicamente varios μm)10, las zanjas de SiO2 para ART (típicamente 0.5-1 μm)13 y la capa de amortiguación para el crecimiento de Ge en pilares de Si (típicamente ≈5 μm)18. La comparación de los métodos convencionales/presentados se resume en la Tabla 1.

Teniendo en cuenta la huella de un dispositivo fotónico Ge típico (≈100 μm 2), TDD inferior a 106 / cm2 y un número de TD < 1 / dispositivo será el objetivo final. Dado que el límite teórico de TDD para este método es 0, TDD inferior a 106/cm2 es potencialmente alcanzable. Hacia el objetivo, se investigará una litografía y un grabado más optimizados.

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Disclosures

Los autores no tienen nada que revelar.

Acknowledgments

Este trabajo fue apoyado financieramente por la Sociedad Japonesa para la Promoción de la Ciencia (JSPS) KAKENHI (17J10044) del Ministerio de Educación, Cultura, Deportes, Ciencia y Tecnología (MEXT), Japón. Los procesos de fabricación fueron apoyados por "Plataforma de Nanotecnología" (proyecto No. 12024046), MEXT, Japón. Los autores desean agradecer al Sr. K. Yamashita y a la Sra. S. Hirata, de la Universidad de Tokio, por su ayuda en las observaciones de TEM.

Materials

Name Company Catalog Number Comments
AFM SII NanoTechnology SPI-3800N
BHF DAIKIN BHF-63U
CAD design AUTODESK AutoCAD 2013 Software
CH3COOH Kanto-Kagaku Acetic Acid for Electronics
CVD Canon ANELVA I-2100 SRE
Developer ZEON ZED
Developer rinse ZEON ZMD
EB writer ADVANTEST F5112+VD01
Furnace Koyo Thermo System KTF-050N-PA
HF, 0.5 % Kanto-Kagaku 0.5 % HF
HF, 50 % Kanto-Kagaku 50 % HF
HNO3, 61 % Kanto-Kagaku HNO3 1.38 for Electronics
I2 Kanto-Kagaku Iodine 100g
Photoresist ZEON ZEP520A
Photoresist remover Tokyo Ohka Hakuri-104
Surfactant Tokyo Ohka OAP
TEM JEOL JEM-2010HC

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Cálculo teórico y verificación experimental para la reducción de la dislocación en capas epitaxiales de germanio con huecos semicilíndricos en silicio
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